CN104955610B - 药芯焊丝、使用了药芯焊丝的焊接方法、使用了药芯焊丝的焊接接头的制造方法以及焊接接头 - Google Patents

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Abstract

本发明的药芯焊丝含有CaF2等，其含量的总值α以相对于总质量的质量％计为3.3～6.0％；含有Ti氧化物等，其含量的总值β以相对于总质量的质量％计为0.4～1.2％；含有CaCO3等，其含量的总和以相对于总质量的质量％计为0.1～0.5％；焊剂中的铁粉的含量以相对于总质量的质量％计小于10％。

Description

药芯焊丝、使用了药芯焊丝的焊接方法、使用了药芯焊丝的焊接接头的制造方法以及焊接接头
技术领域
本发明涉及用于焊接抗拉强度为780MPa以上的高强度钢的药芯焊丝，尤其涉及不需要用于防止低温开裂的预热作业或者能够显著减少预热作业并且可得到低温韧性优异的焊接金属的药芯焊丝。另外，本发明涉及使用了该药芯焊丝的焊接方法、使用了该药芯焊丝的焊接接头的制造方法以及焊接接头。
本申请基于2013年1月31日在日本申请的日本特愿2013-017604号主张优先权，在此援引其内容。
背景技术
近年，建筑物、桥梁等建筑结构物的大型化、高层化的需求增大；与此相伴，所使用的钢材也变成使用抗拉强度为780MPa级(抗拉强度为780MPa以上)或其以上的高强度钢。
使用这些高强度钢的理由是：通过减少钢材使用量来减少钢材费用以及搬运费用，并且钢材变薄、单位重量减少。由此，钢材的处理变得容易，并且焊接量减轻，因此可期待缩短建设工期以及削减施工成本。
然而，尽管对于高强度钢的使用需求变得非常大，但是780MPa级以上的高强度钢的使用量从整体量来看还只是微量。
其理由是因为，钢变得越高强度，钢的焊接开裂敏感性会变得越高。对于抑制焊接开裂来说，必须进行预热作业，因此存在使用高强度钢反而会使得焊接施工效率变差而无助于缩短工期、削减施工成本这样的问题。
此外，当用于开发、生产石油、天然气的海洋结构物以及输送它们的管线设置在北海、库页岛等低温环境时，对所使用的钢材以及焊接材料要求极为严格的低温韧性。钢材变得越高强度，变得越难确保焊接部的强度以及低温韧性，这也成为780MPa级的高强度钢未得到使用的主要原因。
因此，为了使780MPa级以上的高强度钢得到广泛使用，强烈要求不需要预热作业或者预热作业显著减轻且可得到低温韧性优异的焊接部的焊接焊丝。
作为可得到高韧性的焊接金属的药芯焊丝，以往提出了将氟化物作为熔渣形成剂添加至焊剂而得到的焊丝(例如参照专利文献1～7)。
这些文献通过氟化物提高熔融池的碱度，由此减少焊接金属的氧量，获得高的低温韧性。然而，专利文献1～4均主要以焊接开裂不会成为问题的强度水平的钢板为焊接对象，对焊接金属的低温开裂完全均未研究。
就此，专利文献5提出了下述焊丝：对490～780MPa级高张力钢用的药芯焊丝进一步优化V的添加量，使V吸贮扩散性氢，从而改善耐低温开裂性，由此虽为780MPa级焊丝但焊接开裂停止预热温度为50℃以下。然而，就780MPa级以上的钢的焊接而言，对焊接金属要求更高的韧性，但专利文献5对焊接金属的韧性未特别研究。
专利文献6提出了下述焊丝：添加CaO作为必需成分，由此调整熔渣的熔点，使得立焊以及仰焊成为可能，并且减少焊接金属的氧量，从而改善了韧性。另外，专利文献7也提出了下述焊丝：添加CaO作为必需成分，由此一边减少焊接金属的氧量，一边抑制PWHT后的焊接金属的韧性劣化。然而，专利文献6、专利文献7对780MPa级以上的高强度钢的焊接部所要求的严格的低温韧性均未特别研究，而且对耐低温开裂性也未特别研究。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平1-271098号公报
专利文献2：日本特开平3-294093号公报
专利文献3：日本特开平6-155079号公报
专利文献4：日本特开平8-197283号公报
专利文献5：日本特开平8-257785号公报
专利文献6：国际公开第2011-074689号小册子
专利文献7：日本特开2011-020154号公报
发明内容
发明所要解决的问题
鉴于上述背景技术的问题，本发明的目的在于：提供对780MPa以上的高强度钢进行焊接时可得到高强度及高韧性的焊接部、耐低温开裂性优异并且不需要用于抑制低温开裂的预热作业或者能够显著减少预热作业的药芯焊丝，从而显著改善780MPa级以上的高强度钢的焊接施工效率。另外，本发明的目的在于：提供使用了该药芯焊丝的焊接方法以及使用了该药芯焊丝的焊接接头的制造方法以及焊接接头。
用于解决问题的手段
以往，为了得到高韧性的焊接金属，在强度水平低的钢用药芯焊丝中使用了氟化物。然而，对氟化物会给耐低温开裂性带来的影响完全未研究。
本发明的发明者们着眼于这样的氟化物而进行了各种研究，结果发现了就用于焊接780MPa级以上的高强度钢的药芯焊丝来说最适合用于大幅减少焊接金属的扩散性氢并且确保低温韧性的熔渣组成。
进而，本发明的发明者们还发现了：对焊接金属为贝氏体主体的组织、抗拉强度水平为780MPa～940MPa并且主体为氟化物的药芯焊丝来说，为了提高焊接金属的强度韧性平衡，含有Mo且将Mn及Ni的含量优化是有效的。
由此，本发明的发明者们发现了对抗拉强度为780MPa以上的高强度钢进行焊接时可得到强度以及低温韧性优异的焊接金属并且能够省略或简化用于抑制低温开裂而实施的预热的药芯焊丝。然后，本发明的发明者们对该见解追加进行了进一步的研究，从而达成本发明。
这样进行的本发明的要旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的药芯焊丝是在钢制外皮的内部填充有焊剂而得到的药芯焊丝，在上述焊剂中，含有CaF2、BaF2、SrF2、MgF2以及LiF之中的一种或两种以上，在将其含量的总和设定为α时，上述α以相对于药芯焊丝总质量的质量％计为3.3～6.0％；含有Ti氧化物、Si氧化物、Zr氧化物、Mg氧化物以及Al氧化物之中的一种或两种以上，在将其含量的总和设定为β时，上述β以相对于上述药芯焊丝总质量的质量％计为0.4～1.2％；含有CaCO3、BaCO3、SrCO3、MgCO3以及Li2CO3之中的一种或两种以上，其含量的总和以相对于上述药芯焊丝总质量的质量％计为0.1～ 0.5％；上述焊剂中的铁粉的含量以相对于上述药芯焊丝总质量的质量％计小于10％；除了氟化物、金属氧化物以及金属碳酸盐以外的化学成分以相对于上述药芯焊丝总质量的质量％计包含C：0.04～0.09％、Si：0.3～1.0％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.001～0.050％、Ni：1.5～3.5％、V：0～0.04％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Cu：0～0.5％、Cr：0～0.5％、Mo：0.3～1.0％、Ti：0～0.30％、Nb：0～0.10％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.50％、REM：0～0.0100％，剩余部分包含铁和杂质；由下述式a所定义的Ceq为0.60～1.20质量％；由下述式b所定义的TE为2.9～4.4质量％。
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14 (式a)
TE＝[Mn]/2+[Ni]+3×[Cr] (式b)
其中，带[]的元素表示各元素以质量％计的含量。
(2)根据上述(1)所述的药芯焊丝，其中，上述药芯焊丝中的CaO的含量以相对于上述药芯焊丝总质量的质量％计可以为0.15％以下。
(3)根据上述(1)或(2)所述的药芯焊丝，其中，上述CaF2的含量与上述α之比可以为0.90以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的药芯焊丝，其中，上述α与上述β之比可以为3.1～15.0。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的药芯焊丝，其中，当对使用了上述药芯焊丝的气体保护电弧焊接进行在日本工业标准JISZ3111-2005中所规定的熔敷金属的拉伸试验时，上述熔敷金属的抗拉强度可以为780～940MPa。
(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的药芯焊丝，其中，上述钢制外皮可以为无缝形状。
(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的药芯焊丝，其中，在上述药芯焊丝的表面上可以涂布有全氟聚醚油。
(8)本发明的另一方案的焊接方法使用上述(1)～(7)中任一项所述的药芯焊丝，并且使用纯氩气、纯二氧化碳气体或Ar与3～30体积％的CO2的混合气体作为保护气体来焊接钢材。
(9)本发明的又一方案的焊接接头的制造方法，其中，上述钢材的板厚为3～100mm，上述钢材的抗拉强度为780MPa以上，并且通过上述(8) 所述的焊接方法进行焊接。
(10)本发明的再一方案的焊接接头具备板厚为3～100mm、抗拉强度为780MPa以上的钢材和焊接金属，并且其是通过上述(9)所述的焊接接头的制造方法制造的。
(11)根据上述(10)所述的焊接接头，其中，上述焊接金属的扩散性氢量可以小于1.0ml/100g，上述焊接金属中的氧量可以为300～400ppm，上述焊接金属的抗拉强度可以为780～940MPa，上述焊接金属在-40℃下的夏氏吸收能可以为86J/cm2以上。
发明效果
根据本发明，能够提供作为用于对抗拉强度为780MPa以上的高强度钢进行焊接的药芯焊丝的焊接金属的韧性优异且不需要用于防止低温开裂的预热作业或者能够显著减少预热作业的的药芯焊丝。
附图说明
图1是表示实施例的试验片的采集位置的图。
图2是表示TE与-40℃的夏氏吸收能vE-40之间的关系的图。
图3是表示CaO含量与扩散性氢量之间的关系的图。
图4是表示CaO含量与焊接金属的氧量之间的关系的图。
具体实施方式
以往，据认为氟化物通过提高熔融池的碱度而具有减少焊接金属的氧量的效果。本发明的发明者们通过试制各种药芯焊丝进一步就氟化物对焊接金属中的氢的效果进行了详细研究。
即，试制了下述药芯焊丝：含有CaF2等金属氟化物、金属氧化物以及CaCO3等金属碳酸盐，作为合金成分含有用于确保韧性的Ni和用于确保多层多道焊接时的耐再热脆化性的Mo，并且以各种比例改变金属氟化物的含量，进一步对所含有的总氢量进行了管理。使用上述各种药芯焊丝，实施了780MPa级的高强度钢的焊接。
其结果是，本发明的发明者们发现：在CaF2等金属氟化物的含量的总值为特定范围内的情况下，焊接金属的扩散性氢量被抑制至小于 1.0ml/100g，耐低温开裂性大幅提高。进而，本发明的发明者们由同样的研究结果发现：在焊接780MPa级的高强度钢的情况下，为了确保具有高强度和优异的低温韧性的焊接金属，药芯焊丝中的Mn含量的1/2倍、Ni含量与Cr含量的三倍的总值TE为特定范围内以及药芯焊丝中包含Mo是重要的。
本发明获得了如上所述的研究结果。以下，就本发明的药芯焊丝，对作为特征的技术要件的限定理由以及优选方案依次进行说明。
首先，对构成本实施方式的药芯焊丝的钢制外皮以及焊剂中所含有的合金成分以及金属脱氧成分和各成分的含量的限定理由进行说明。
以下的说明中，“％”在没有特别说明的情况下是指“质量％”；各成分的含量是指相对于药芯焊丝总质量的成为钢制外皮以及焊剂各自之中的各成分的质量％的总和的成分含量。
(C：0.04～0.09％)
C为提高焊接金属的强度的元素。为了使得焊接金属的抗拉强度为780MPa以上，C含量的下限需要设定为0.04％。为了进一步提高焊接金属的强度，C含量的下限可以设定为0.045％、0.05％或0.055％。
焊接焊丝(药芯焊丝)中的C含量越多，焊接金属中的C含量越是增加，焊接金属的强度越高，故优选。然而，C变得过多时，焊接金属的韧性劣化，同时对高温开裂及低温开裂这双方的敏感性升高。因此，为了确保焊接金属的韧性和耐焊接开裂性，C含量的上限设定为0.09％。另外，为了稳定地确保低温韧性，C的上限可以设定为0.08％、0.075％或0.07％。
(Si：0.3～1.0％)
Si为脱氧元素，减少焊接金属中的O量，提高清洁度。为了获得该效果，Si含量的下限需要设定为0.3％。但是，含有超过1.0％的Si时焊接金属的韧性劣化，因此将1.0％设定为Si含量的上限。为了充分减少焊接金属中的O量，Si含量的下限可以设定为0.35％、0.4％或0.45％。另外，为了稳定地确保焊接金属的韧性，Si含量的上限可以设定为0.8％、0.7％或0.6％。
(Mn：1.0～2.5％)
Mn是为了确保焊接金属的淬透性、提高强度所需的元素。为了可靠地发挥其效果，Mn含量的下限需要设定为1.0％。而含有超过2.5％的Mn时， 会增加晶界脆化敏感性，焊接金属的韧性劣化，因此将2.5％设定为Mn含量的上限。为了更加稳定地提高焊接金属的强度，Mn含量的下限可以设定为1.1％、1.2％、1.4％或1.6％。为了进一步提高焊接金属的韧性，Mn含量的上限可以设定为2.3％、2.1％、2.0％或1.9％。
(P：0.02％以下)
P为杂质元素，在焊接金属中过多存在的情况下，焊接金属的韧性以及延展性一起降低，因此优选尽量减少P含量。作为对韧性以及延展性的不良影响能够被容许的范围，P含量设定为0.02％以下。为了可靠地防止焊接金属的韧性以及延展性的降低，P含量优选设定为0.017％、0.015％、0.012％或0.01％以下。P的下限没有必要限制。P含量的下限可以设定为0％。
(S：0.02％以下)
S也为杂质元素，在焊接金属中过多存在的情况下，焊接金属的韧性和延展性一起劣化，因此优选尽量减少S含量。作为对韧性以及延展性的不良影响能够被容许的范围，S含量设定为0.02％以下。为了可靠地防止焊接金属的韧性以及延展性的劣化，S含量优选设定为0.017％、0.015％、0.012％或0.01％以下。S的下限没有必要限制。S含量的下限可以设定为0％。
(Al：0.001～0.050％)
Al为脱氧元素，与Si同样地在焊接金属中的O量减少以及焊接金属的清洁度提高上是有效的。为了发挥该效果，Al含量的下限需要设定为0.001％。而含有超过0.050％的Al时，Al会形成氮化物以及氧化物，从而焊接金属的韧性降低，因此将0.050％设定为Al含量的上限。另外，为了充分获得提高焊接金属的韧性的效果，Al含量的下限可以设定为0.0015％。为了充分获得提高焊接金属的韧性的效果，Al含量的下限可以设定为0.002％、0.003％或0.004％。为了抑制粗大氧化物的生成，Al含量的上限可以设定为0.045％、0.040％、0.035％或0.030％。
(Ni：1.5～3.5％)
Ni为能够通过固溶韧化(以固溶提高韧性的作用)使得不仅组织及成分的韧性而且焊接金属的韧性都提高的唯一元素。尤其，为了使抗拉强度 为780MPa以上的高强度的焊接金属提高韧性，Ni是有效的元素。为了获得必要的固溶韧化效果，Ni含量的下限需要设定为1.5％。
Ni含量越多，在提高韧性上越有利。然而，含量超过3.5％时，耐焊接开裂性降低，因此将3.5％设定为Ni含量的上限。为了使Ni的效果可靠地有助于提高韧性，Ni含量的下限可以设定为1.8％、2.0％、2.1％或2.2％。另外，为了确保耐焊接开裂性，Ni含量的上限可以设定为3.3％、3.1％、2.9％或2.7％。
(Mo：0.3～1.0％)
Mo为淬透性增强元素，并且为形成微细碳化物而在通过沉淀强化确保抗拉强度上有效的元素。另外，Mo会抑制在多层多道焊接时经受由后续焊道带来的再加热时的强度降低，对韧性的劣化也具有抑制效果。由于大型结构物使用厚板，因此在该情况下，焊接是通过多层多道焊接进行的。在多层多道焊接中，由后续的焊接焊道，在其之前的焊道中形成的焊接金属会经受再加热，因此在前焊道中形成的焊接金属发生软化。这里，在780MPa级的高强度钢中，焊接金属的组织成为贝氏体主体，因而该软化程度变大，所以难以稳定地确保焊接金属的强度。此外，由于该再加热导致渗碳体粗大化，因此焊接金属的韧性也劣化。Mo在多层多道焊接中经受再加热时在焊接金属内形成微细碳化物，由此抑制焊接金属的强度降低，进而抑制渗碳体的粗大化，从而对焊接金属的韧性的劣化也具有抑制效果。
为了发挥这些效果，还考虑到与其他具有同样效果的元素的复合效果，Mo含量的下限需要设定为0.3％。而含有超过1.0％的Mo时，析出物变得粗大化，焊接金属的韧性劣化，因此将Mo含量的上限设定为1.0％。为了通过进一步抑制由再加热导致的强度降低来稳定地确保强度，并且为了兼顾抑制韧性劣化，Mo含量的下限可以设定为0.4％、0.5％或0.6％。另外，为了防止由于过量含有Mo而导致焊接金属韧性劣化，Mo的上限可以设定为0.9％或0.8％。
本实施方式的药芯焊丝作为合金成分或金属脱氧成分，在上述基本成分(必要元素)的基础上，与焊接的钢板的强度水平或所需的韧性的程度相应地，可以进一步含有Cu、Cr、V、Ti、Nb以及B中的一种或两种以上作为选择元素。然而，无论是否含有选择元素，只要药芯焊丝中的必要元 素的含量为上述的规定范围内，则该药芯焊丝均视为在本发明的范围内。
(Cu：0～0.5％)
Cu以药芯焊丝的钢制外皮表面的镀覆以及焊剂中的单体或合金的形式含有，能够提高焊接金属的强度和韧性。Cu含量的下限设定为0％，但为了充分获得这些效果，Cu含量的下限可以设定为0.1％。而含量超过0.5％时，韧性降低。因此，在药芯焊丝中含有Cu的情况下，将Cu含量的上限设定为0.5％。为了可靠地获得含有Cu的效果，并且为了防止韧性的降低，Cu含量的下限可以设定为0.15％或0.2％。为了提高韧性，Cu含量的上限可以设定为0.4％或0.3％。
而且，Cu的含量除了在钢制外皮本身或焊剂中含有的部分以外，在药芯焊丝表面进行了铜镀覆的情况下还包括该部分。
(Cr：0～0.5％)
Cr提高焊接金属的淬透性，因此是在焊接金属的高强度化上有效的元素。Cr含量的下限设定为0％，但为了获得其效果，Cr含量的下限可以设定为0.1％。而Cr超过0.5％而过量含有时，使得焊接金属的贝氏体组织不均匀硬化，韧性劣化，因此在含有Cr的情况下，Cr含量的上限设定为0.5％。为了进一步抑制由Cr带来的韧性的劣化，Cr的上限可以设定为0.4％或0.3％。
(V：0～0.04％)
V提高焊接金属的淬透性，因此是在焊接金属的高强度化上有效的元素。V含量的下限设定为0％，但为了获得其效果，V含量的下限可以设定为0.01％。而超过0.04％过量含有V时，由于碳化物析出，因此会产生焊接金属的硬化以及韧性劣化，所以在含有V的情况下，V含量的上限设定为0.04％。为了在可靠地获得由含有V带来的效果的同时防止由过量含有V导致的韧性劣化，V含量的上限可以设定为0.03％或0.02％。
(Ti：0～0.30％)
Ti也与Al同样地为作为脱氧元素而有效的元素，具有减少焊接金属中的O量的效果。另外，在用于固定固溶N、缓和N对韧性的不良影响上也是有效的。Ti含量的下限设定为0％，但为了发挥这些效果，Ti含量的下限可以设定为0.01％。但是，药芯焊丝中的Ti含量超过0.30％而变得过量 时，由于形成粗大的氧化物而韧性劣化以及由过度的沉淀强化导致韧性劣化的可能性变大。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量的上限设定为0.30％。为了可靠地获得由含有Ti带来的效果，Ti含量的下限可以设定为0.015％或0.02％。另外，为了进一步抑制由Ti导致的韧性劣化，Ti的上限可以设定为0.20％、0.10％或0.05％。
(Nb：0～0.10％)
Nb在焊接金属中形成微细碳化物，因此为在通过沉淀强化确保焊接金属的抗拉强度上有效的元素。Nb含量的下限设定为0％，但为了获得这些效果，还考虑到与其他具有同样效果的元素的复合效果，Nb含量的下限可以设定为0.01％。而对于含有超过0.10％的Nb而言，在焊接金属中过量含有的Nb会形成粗大的析出物而使得焊接金属的韧性劣化，因此不优选。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量的上限设定为0.10％。为了可靠地获得由含有Nb带来的效果，Nb含量的下限可以设定为0.015％或0.02％。另外，为进一步抑制由Nb带来的韧性劣化，Nb的上限可以设定为0.05％、0.04％或0.03％。
(B：0～0.0100％)
B在焊接金属中以适当量含有时，与固溶N连结而形成BN，具有减少固溶N对韧性的不良影响的效果。另外，B还具有提高焊接金属的淬透性而有助于提高强度的效果。B含量的下限设定为0％，但为了获得这些效果，药芯焊丝中的B含量下限可以设定为0.0001％或0.0003％。而对于B的含量变成超过0.0100％而言，焊接金属中的B变得过量，会形成粗大的BN以及Fe23(C,B)6等B化合物，反而使得韧性劣化，故不优选。因此，在含有B的情况下，B含量的上限设定为0.0100％。为了可靠地获得由含有B带来的效果，B含量的下限可以设定为0.0010％。另外，为进一步抑制由B带来的韧性劣化，B的上限可以设定为0.0080％、0.0060％或0.0040％。
在本实施方式中，在上述成分的基础上，以调整焊接金属的延展性以及韧性为目的，根据需要可以进一步在以下的范围内使药芯焊丝中含有Ca以及REM之中的一种或两种。
(Ca：0～0.50％)
(REM：0～0.0100％)
Ca及REM均会改变硫化物的结构，使得焊接金属中的硫化物以及氧化物的尺寸微细化，从而有助于提高焊接金属的延展性以及韧性。Ca含量以及REM含量的下限设定为0％，用于获得其效果的下限的含量在Ca中可以设定为0.01％，在REM中可以设定为0.0002％。而过量含有Ca和/或REM时，会产生硫化物以及氧化物的粗大化，从而招致焊接金属的延展性以及韧性的劣化。另外，还会产生焊接焊道形状劣化以及焊接性劣化的可能性。因此，在将含有的情况下，各自的上限对Ca来说设定为0.50％，对REM来说设定为0.0100％。为了可靠地获得由含有这些元素带来的效果，Ca含量的下限可以设定为0.03％，REM含量的下限可以设定为0.0003％。
本实施方式的药芯焊丝如上所述含有各元素作为合金成分或金属脱氧成分。进而，为了确保焊接金属的韧性，对药芯焊丝需要进行调整以使由下述(式1)所定义的Mn含量的1/2倍、Ni含量与Cr含量的三倍的总值TE(在不含Cr的情况下，以Cr为0％来计算)为2.9～4.4％。
TE＝[Mn]/2+[Ni]+3×[Cr] (式1)
其中，带[]的元素表示各元素的含量(质量％)。
对于780MPa级的高强度钢板的焊接金属而言，组织为贝氏体主体。为了确保焊接金属的低温韧性，需要通过使γ粒(奥氏体粒)内的氧化物作为贝氏体相变的成核点进行晶粒内相变，得到微小的贝氏体组织。Mn、Ni以及Cr主要以固溶了的状态存在于焊接金属中，这些元素对于获得最适合晶粒内相变的淬透性来确保焊接金属的韧性来说是必要的。
为了获得由含有这些元素带来的效果，(1/2)×[Mn]+[Ni]+3×[Cr]即TE的下限需要设定为2.9％。TE低于2.9％时，由于淬透性降低而生成粗大晶界铁素体，因此焊接金属的韧性劣化。而TE超过4.4％时，淬透性过度提高，因此不会产生晶粒内相变，焊接金属的金属组织主要成为粗大的贝氏体组织或粗大的马氏体组织，因此焊接金属的韧性劣化。作为能够确保更优异的强度与韧性平衡的范围，优选TE的下限设定为3.0％、3.1％或3.2％、TE的上限设定为4.2％、4.0％或3.9％。
得到了上述那样见解的实验示于图2。图2是表示TE与-40℃下的夏氏吸收能之间的关系的图表。在TE小于2.9％的情况下以及TE超过4.4％的情况下，低温韧性降低。因此，TE需要设定为2.9～4.4％。
进而，为了确保焊接金属的抗拉强度，需要进一步调整C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo以及V的含量以使由下述(式2)所定义的日本焊接协会(WES)所规定的碳当量Ceq为0.50～0.75％。
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14 (式2)
其中，带[]的元素表示各元素的含量(质量％)。不含的元素设定为0％。
在Ceq的值高的情况下，焊接金属硬化，因此虽然抗拉强度提高但是另一方面焊接金属的韧性降低，而且焊接开裂敏感性变高，因此需要抑制低温开裂的对策。该Ceq的值小于0.50％时，在焊接金属中不满足作为目标的抗拉强度780MPa；Ceq的值超过0.75％时，焊接金属的抗拉强度变得过量，焊接金属的韧性降低。因此，Ceq的范围设定为0.50～0.75％。为了更有效地兼顾抗拉强度与韧性，Ceq的下限可以设成0.57％、0.59％或0.61％，Ceq的上限可以设定为0.73％、0.71％、0.69％或0.67％。
而且，作为合金成分或金属脱氧成分含有的上述的元素的含量不包括这些元素以氟化物、金属氧化物、金属碳酸盐的形式含有时的含量。
另外，这些元素不必一定是纯物质(包括含有杂质的情况)，即使以Cu-Ni等合金的形态含有也没有任何问题。另外，这些元素无论是在钢制外皮中含有还是作为焊剂含有，其效果是相同的。因此，钢制外皮和焊剂中的任一方均可以含有上述元素。
接下来，对***药芯焊丝的钢制外皮内部的焊剂成分进行说明。
以下的说明中，“％”在没有特别说明的情况下是指“质量％”；各成分的含量是指相对于包含钢制外皮及焊剂的药芯焊丝总质量的各成分的质量％。
(包含CaF2的金属氟化物：3.3～6.0％)
本实施方式的药芯焊丝以总和计包含3.3～6.0％的以CaF2为主成分的金属氟化物。作为金属氟化物，除了CaF2以外，根据需要还可以含有BaF2、SrF2、MgF2以及LiF之中的一种或两种以上。
通过使药芯焊丝中如上所述含有包括CaF2、BaF2、SrF2、MgF2以及LiF之中的一种或两种以上的金属氟化物，由此能够在对抗拉强度为780MPa以上的高强度钢进行焊接时使焊接金属的扩散性氢量成为微量而大幅改善耐低温开裂性。由此，即使在对具有780MPa以上的抗拉强度的 高强度钢进行焊接之时，省略或者简化预热来进行焊接也成为可能。另外，金属氟化物在减少焊接金属中的氧量上是有效的，因此金属氟化物还可以提高焊接金属的韧性。
为了获得这些效果，金属氟化物的含量的总和的下限需要设定为3.3％。在金属氟化物的含量的总和小于3.3％的情况下，无法充分获得上述效果。金属氟化物的含量的总和超过6.0％时，焊接烟尘过量生成，因此由保护气体带来的保护效果降低，大气卷入保护气体以及熔渣过量生成，因而在焊接部中产生熔渣卷入，所以焊接作业性显著变差，不优选。即，在含有CaF2、BaF2、SrF2、MgF2以及LiF之中的一种或两种以上、将其含量的总和设定为α时，上述α以相对于药芯焊丝总质量的质量％计设定为3.3～6.0％。为了进一步提高焊接金属的韧性，金属氟化物的含量的总和的下限可以设定为3.5％或3.7％，为了抑制焊接作业性的劣化，金属氟化物的含量总和的上限可以设定为5.8％、5.6％或5.4％。
而且，从提高韧性的效果方面考虑，作为金属氟化物可以使用CaF2、BaF2、SrF2、MgF2以及LiF中的任一种。然而，从焊接作业性方面考虑，优选将CaF2作为焊剂的主成分。进而，在优先考虑确保电弧稳定性以及抑制飞溅等焊接作业性的情况下，相对于所含的金属氟化物(CaF2、BaF2、SrF2、MgF2和/或LiF)的含量的总和(α)的CaF2的质量％的下限优选设定为90％。根据需要，相对于α的CaF2的质量％的下限可以设定为95％或100％。
在与药芯焊丝有关的技术领域中，没有详细研究由金属氟化物带来的扩散性氢的减少效果的例子。本实施方式发现了在考虑其他焊剂成分、焊接金属的机械特性以及焊接作业性等的情况下最适合用于减少扩散性氢的形态。金属氟化物减少焊接金属中的扩散性氢的理由可以考虑如下：金属氟化物通过焊接电弧而分解，通过分解而生成了的氟与氢键合而形成HF气体，该HF气体逸散至大气中，或者在焊接金属中氢以HF的形式固定。
(金属氧化物：0.4～1.2％)
本实施方式的药芯焊丝作为熔渣形成剂，包含Ti氧化物、Si氧化物、Mg氧化物、Zr氧化物以及Al氧化物，例如TiO2、SiO2、ZrO2、MgO以及Al2O3等金属氧化物之中的一种或两种以上。这些金属氧化物是为了良好地维持焊接焊道形状而含有的。为了获得金属氧化物的适当效果，金属氧化物的总含量β的下限需要设定为0.4％。然而，金属氧化物的总含量β超过1.2％时，焊接金属的氧量增加，使韧性劣化，故不优选。
这些金属氧化物的总含量设定为下述含量：在TiO2、SiO2、ZrO2、MgO、Al2O3的总含量的基础上，还包含用于焊剂的造粒的粘合剂等中所含的金属氧化物的含量。为了可靠地获得这些金属氧化物的效果，金属氧化物的总含量的下限可以设定为0.45％、0.5％、0.55％或0.6％。另外，为了尽量抑制由含有金属氧化物导致的焊接金属的韧性劣化，金属氧化物的总含量的上限可以设定为1.0％、0.9％或0.8％。
没有必要特别确定Ti氧化物、Si氧化物、Mg氧化物、Zr氧化物以及Al氧化物各自的含量，只要含量β为上述范围内就行，各自的下限为0％。但是，为了获得良好的焊道形状，可以将TiO2以0.1～0.5％、将SiO2以0.3～0.6％的范围进行添加。
除了上述以外，根据需要进一步可以使焊剂中含有电弧稳定剂。作为电弧稳定剂，有Na或K的氧化物或氟化物(例如Na2O、NaF、K2O、KF、K2SiF6、K2ZrF6)等，其含量的总和为0.001～0.40％是适当的。然而，由于可以不必一定含有电弧稳定剂，因此Na或K的氧化物或氟化物的总含量的下限为0％。而且，这里例示的作为电弧稳定剂的氧化物以及氟化物不包含在作为上述熔渣形成剂的金属氧化物以及用于减少扩散性氢的金属氟化物中。Na及K的氧化物以及氟化物多时，电弧变强、飞溅等增加，因此根据需要可以将它们的含量的总和限制至0.30％以下、0.20％以下、小于0.10％、0.08％以下。
为了获得确保焊接金属的低温韧性的效果，进一步优选在将CaF2、BaF2、SrF2、MgF2以及LiF的含量的总和设定为α、将Ti氧化物、Si氧化物、Zr氧化物、Mg氧化物以及Al氧化物的含量的总和设定为β的情况下，α及β满足下述式3。即，优选α与β之比为3.1～15.0。
3.1≤α/β≤15.0 (式3)
其理由是因为，α/β小于3.1时，无法充分获得由金属氟化物带来的氧减少效果；而α/β超过15.0时，由于氧过度减少，因此无法得到最适合利用了晶粒内相变的组织微细化的氧化物量。
(CaO：0.15％以下)
在本实施方式中，焊剂中优选不含CaO。然而，焊剂的原料中有时含有CaO。在该情况下，优选以相对于药芯焊丝总质量的质量％计，CaO含量的上限设定为0.15％。通过将CaO含量的上限设定为0.15％，可获得本发明的效果。即，优选以使CaO含量的上限为0.15％的方式选定焊剂的原料。而且，根据需要，CaO的含量的上限可以设定为0.12％、0.10％或0.08％。
发明者们通过试验获得以下的见解。CaO与大气接触时，变化成作为含有氢的化合物的CaOH，从而会增加焊接金属的扩散性氢，因此作为焊剂的含有成分不优选。另外，CaO通过提高熔融池的碱度，具有减少焊接金属的氧的效果。在本实施方式中，通过将氧化物用作晶粒内相变的成核点来将焊接金属的金属组织微细化，提高焊接金属的韧性，因此使得CaO和金属氟化物复合含有在焊剂中会过量减少焊接金属的氧量，降低焊接金属的低温韧性，故不优选。
得到了上述见解的实验示于图3及图4。由图3所示结果可知：随着CaO增加，焊接金属中的扩散性氢增加，在CaO含量低于0.15％的情况下，扩散性氢量成为1.0ml/100g以下。由图4所示结果可知：随着CaO增加，焊接金属中的氧量减少。在本实施方式中，焊接金属中的氧量过量减少时焊接金属的低温韧性降低。因此，考虑到扩散性氢量及氧量这双者时，CaO含量的上限优选设定为0.15％。
(金属碳酸盐：0.1～0.5％)
本实施方式的药芯焊丝以提高电弧稳定化作用和电弧集中性为目的，需要含有0.1～0.5％的包括CaCO3、BaCO3、SrCO3、MgCO3以及Li2CO3之中的一种或两种以上的金属碳酸盐。金属碳酸盐的含量的总和小于0.1％时，无法充分获得上述那样的效果，电弧变得不稳定，焊道形状劣化。而金属碳酸盐的含量的总和超过0.5％时，电弧的集中性过强，从而飞溅产生量变多。为了进一步提高焊接性，金属碳酸盐的含量的总和的上限可以设定为0.45％或0.4％。根据需要，金属碳酸盐的总和的下限可以设定为0.15％或0.2％。
(Fe粉：小于10％)
为了调整药芯焊丝中的焊剂的填充率或为了提高熔敷效率，有时根据 需要含有Fe粉。然而，Fe粉的表层会被氧化，因此焊剂过量含有Fe粉时，有时焊接金属的氧量增加而韧性降低。因此，可以不含有Fe粉。在为了调整填充率而含有Fe粉的情况下，为了确保焊接金属的韧性，Fe粉的含量的上限设定为小于10％。
以上为与本实施方式的药芯焊丝的成分组成有关的限定理由，其他的剩余部分成分为Fe及杂质。作为Fe成分，包括钢制外皮的Fe、焊剂中所含的铁粉以及合金成分中的Fe。另外，以铁为主成分的剩余部分在不妨碍本发明特性的范围，可以含有在制造过程等中混入的杂质。
接下来，对药芯焊丝的形态进行说明。
在钢制外皮的内部填充有焊剂的药芯焊丝大致分为在钢制外皮没有狭缝状的间隙的具有无缝形状的无缝焊丝和在钢制外皮的接缝具有狭缝状的间隙的焊丝(具有缝的焊丝)。
本实施方式可采用任意结构。然而，在狭缝状的间隙存在于药芯焊丝的钢制外皮的情况下，在药芯焊丝的保管中，大气中的水分从间隙侵入至药芯焊丝内，有时焊剂会吸湿。在使用这样状态的药芯焊丝进行焊接的情况下，有时焊接金属中的扩散性氢量增加，产生焊接金属的低温开裂。为了抑制焊接金属的低温开裂，药芯焊丝优选设定为无缝焊丝。
另外，为了在焊接时提高药芯焊丝的送进性，可以在药芯焊丝的表面涂布润滑剂。作为药芯焊丝用的润滑剂，可以使用各种种类的润滑剂，为了抑制焊接金属的低温开裂，优选使用全氟聚醚油(PFPE油)。全氟聚醚油不含氢成分。因此，即使将全氟聚醚油作为润滑剂涂布至药芯焊丝，也不会增加焊接金属中的扩散性氢量。
在焊接时侵入焊接部的氢会向焊接金属内以及钢材内扩散，特别是聚积在应力集中部而成为低温开裂的产生原因。作为该氢的供给源，可以考虑焊接材料所保有的水分、从大气混入的水分以及附着在钢材表面的锈、氧化皮等。在焊接部的清洁性以及气体保护的条件得到充分管理的焊接条件下，在药芯焊丝中主要以水分的形式含有的氢成为焊接接头中的扩散性氢的主要供给源。
因此，优选将钢制外皮设定为无缝的管，在从药芯焊丝的制造至药芯焊丝的使用为止的期间内，抑制氢从大气通过钢制外皮侵入到焊剂中。
在将钢制外皮设定为具有缝的管的情况下，有时大气中的水分通过钢制外皮的缝侵入到焊剂中。具有缝的药芯焊丝直接以制造后的形态有时无法充分防止水分等氢源的侵入，因此在从药芯焊丝的制造至药芯焊丝的使用为止的期间长的情况下，优选将药芯焊丝全体进行真空包装或者将其保存在能够将药芯焊丝保持为干燥状态的容器内。
在本实施方式中，焊接金属或熔敷金属的抗拉强度设定为与具有780MPa以上的抗拉强度的高张力钢同等水平的抗拉强度。此处，熔敷金属(Deposited Metal)表示从填充金属(药芯焊丝)移至焊接部的金属，焊接金属(Weld Metal)表示在焊接中熔融凝固了的金属(熔融部即在焊接部中母材熔融了的部分和熔敷金属这两者)。焊接金属或熔敷金属的抗拉强度可以通过对使用该药芯焊丝而制得的焊接接头的焊接金属或熔敷金属进行拉伸试验来测定。另外，已知硬度与抗拉强度之间存在良好的相关关系。也可以利用该相关关系，测定焊接接头的焊接金属或熔敷金属的硬度，由硬度换算来求得焊接金属或熔敷金属的抗拉强度。另外，若能够得到药芯焊丝，则也可以不制作使用了高张力钢的焊接接头，进行在日本工业标准JISZ3111-2005中所规定的熔敷金属的拉伸试验，从而求得熔敷金属的抗拉强度。而且，焊接金属或熔敷金属的抗拉强度的上限没有特别限制，若有必要，可以限制成940MPa、930MPa或900MPa。另外，在本实施方式中，可以将焊接金属或熔敷金属在-40℃下的夏氏吸收能(三个的平均值)设定为69J以上，或者也可以将每单位面积的焊接金属或熔敷金属在-40℃下的夏氏吸收能设定为86J/cm2以上。在以亚尺寸试验片进行夏氏冲击试验的情况下，-40℃下的夏氏吸收能可以设定为86J/cm2以上。
如上所述构成的本实施方式的药芯焊丝可以通过通常的药芯焊丝的制造工序来制造。
即，首先，准备成为钢制外皮的钢带和焊剂，所述焊剂以使金属氟化物、合金成分、金属氧化物、金属碳酸盐以及电弧稳定剂为规定含量的方式进行了配合。接着，将钢带一边沿长边方向输送一边通过成型辊成型而形成开口管(U字型)，将其形成为钢制外皮。在钢带成型的中途从开口管的开口部供给焊剂。在钢带成型后，将开口部的相对置的边缘面进行对缝焊，得到无缝管。将该无缝管拉丝，在进行该拉丝的拉丝工序的中途或拉 丝工序结束后将无缝管进行退火处理。通过以上的工序，得到具有所期望的线径、在钢制外皮的内部填充有焊剂的无缝焊丝。具有缝的药芯焊丝是通过下述方式得到的：从开口管的开口部供给焊剂后，不进行缝焊接而形成有缝的管，将该管拉丝。
接着，对本实施方式的使用了药芯焊丝的焊接方法、焊接接头的制造方法以及焊接接头进行说明。
本实施方式的使用了药芯焊丝的焊接方法(本实施方式的焊接方法)使用本实施方式的药芯焊丝和保护气体进行焊接。该保护气体没有特别限定，优选通常被广泛使用的100体积％的氩气(纯氩气)、100体积％的二氧化碳气体(纯二氧化碳气体)或Ar与3～30体积％的CO2的混合气体中的任一种。另外，焊接的种类没有特别限定，气体保护电弧焊接是适合的。
本实施方式的使用了药芯焊丝的焊接接头的制造方法(本实施方式的焊接接头的制造方法)使用本实施方式的药芯焊丝和上述保护气体对钢板进行焊接。该钢板没有特别限定，主要可以适用于抗拉强度为780MPa以上的钢材。由于对抗拉强度比焊接金属的抗拉强度高的钢材进行焊接也无妨，因此对钢材的抗拉强度的上限没必要特别限制。然而，可以将钢材的抗拉强度的上限限制成1100MPa、1050MPa、1000MPa、940MPa或900MPa。钢材的板厚没必要特别限制，通常存在板厚为3～100mm的钢材，因此限定成该板厚也无妨。
通过本实施方式的焊接接头的制造方法制造的焊接接头(本实施方式的焊接接头)具备抗拉强度为780MPa以上、板厚为3～100mm的钢材(其中，包括钢材的热影响部)和焊接金属。对于本实施方式的焊接接头来说，焊接金属的扩散性氢量可以小于1.0ml/100g，焊接金属中的氧量可以为300～400ppm，焊接金属的抗拉强度可以为780～940MPa，焊接金属在-40℃下的夏氏吸收能可以为69J以上。使用本实施方式的药芯焊丝来制造的焊接接头的焊接金属的扩散性氢量小于1.0ml/100g。此外，使用本实施方式的药芯焊丝来制造的焊接接头的焊接金属中的氧量为300～400ppm。该焊接金属中的氧量可以通过公知的方法来测定。作为焊接金属中的氧量的测定方法，例如可列举出基于不活泼性气体熔融红外线吸收法的测定方法。焊接金属的扩散性氢量限制成小于1.0ml/100g，并且焊接接头的焊接金属 中的氧量设定为300～400ppm，由此能够提高焊接部的韧性以及耐低温开裂性。使用本实施方式的药芯焊丝来制造的焊接接头具有抗拉强度为780～940MPa、-40℃下的夏氏吸收能为69J以上的焊接金属。
本实施方式的焊接接头不仅是其母材为焊接开裂敏感性高的高强度钢，而且强度及低温韧性优异。
实施例
接着，以实施例对本发明的可实施性以及效果进行更详细的说明。
将钢带一边沿长边方向输送一边通过成型辊成型而形成开口管，从该成型的中途的开口管的开口部向开口管内供给焊剂，接着将成形后的开口部的相对置的边缘面进行对缝焊来将开口管制成无缝管，这样进行造管从而得到药芯焊丝，将所得的药芯焊丝拉丝，在该拉丝作业的中途对药芯焊丝施加退火，由此试制最终的焊丝直径为φ1.2mm的药芯焊丝。试制后，在药芯焊丝的表面涂布润滑剂。此外，通过将一部分未进行缝焊接的有接头的管进行拉丝，从而试制焊丝直径为φ1.2mm的具有缝的药芯焊丝。另外，还试制了合金成分为本发明的范围内但不含焊剂的实心焊丝(并非是中空的，截面均质的焊接焊丝)。
试制的药芯焊丝的化学成分的分析如以下所述那样进行。首先，将填充了的焊剂从药芯焊丝取出，将药芯焊丝分为钢制外皮和焊剂。钢制外皮的化学成分通过以化学分析测定各金属成分的含量而求得。焊剂首先通过X射线衍射以及荧光X射线分析来对构成物以及成分进行定量评价。然后，使用浮法选矿以及磁力选矿等选矿法将焊剂分离成熔渣部分和合金部分，将各自的化学成分通过进行化学分析以及气体分析等进行分析。
试制的药芯焊丝的成分组成示于表1-1～表1-6以及表2-1～表2-6。而且，表2-1～表2-6中记载的化学成分不包含氟化物、金属氧化物以及金属碳酸盐的化学成分。表中记载的实施例及比较例之中，A78以及A85为具有缝的药芯焊丝，B39以及B40为实心焊丝(SW)。其他的实施例及比较例全为具有无缝形状的药芯焊丝。另外，表中记载的实施例及比较例当之中，A03、A12、A19、A36、A39、A40、A42、A61以及B18涂布了PFPE油。其他的实施例及比较例未涂布PFPE油。而且，表中的符号“-”表示 并非有意含有的元素。
将板厚为20mm的母材以根部间隙为16mm以及坡口角度为20°对接，使用垫板金属，并以表3所示焊接条件，使用上述药芯焊丝实施焊接。而且，作为母材以及垫板金属使用了JIS G3106-2008中规定的SM490A，在母材的坡口面以及垫板金属的表面，使用进行试验的药芯焊丝，实施两层以上且底部填充高度为3mm以上的预堆边焊。
从所得的焊接金属3采集如图1所示依据JIS Z3111-2005(熔敷金属的拉伸以及冲击试验方法)的A1号拉伸试验片(圆棒)(直径＝12.5mm)5和夏氏试验片(V型缺口试验片)4，进行机械特性试验，由此测定熔敷金属的抗拉强度以及夏氏吸收能。而且，对坡口部以及垫板材料的表面实施了预堆边焊。
机械特性的评价基准如下所述。而且，在熔敷金属的机械特性高于合格基准的情况下，能够判断焊接金属也实际上具有与熔敷金属同样的特性。
·抗拉强度：室温下抗拉强度为780MPa以上的试样设定为合格。
·韧性：在-40℃下的夏氏冲击试验中，吸收能(三个的平均值)为69J以上的试样设定为合格。
所得的机械特性的评价结果示于表4-1～表4-6。
另外，由所得的熔敷金属采集试验片，测定熔敷金属中的氧量。
熔敷金属的氧量测定通过不活泼性气体熔解红外线吸收法测定。测得的氧量示于表4-1～表4-6。
对于氧量的评价来说，将用于获得由基于氟化物的低氧化带来的韧性改善效果且用于获得由利用了晶粒内相变的组织微细化带来的低温韧性提高效果最适合的氧量的300～400ppm设定为合格。而且，在熔敷金属的氧量满足合格基准的情况下，能够判断焊接金属也实际上满足与氧量相关的合格基准。
对于扩散性氢量的测定来说，对在与机械特性试验相同的焊接条件下焊接的试验片，通过依据JIS Z3118-2007(钢焊接部的氢量测定方法)的气相色谱法来实施(扩散性氢试验)。
结果示于表4-1～表4-6。测得的扩散性氢量的评价基准如下所述。
·扩散氢量：将小于1.0ml/100g(极低氢水准)设定为合格。
对于耐低温开裂性的评价来说，通过以依据JIS Z3157-1993(U型焊接开裂试验)的方法进行试验来实施。即，首先将作为焊接结构用高张力钢板的WEL-TEN780(商标)(新日铁住金株式会社制造)的板厚为25mm的钢板进行坡口加工成为根部间隔为1mm的U型，制作U型焊接开裂试验体。接着，在温度为0℃且湿度为60％的固定气氛管理下的焊接场所，以表3的焊接条件实施试验焊接，由此得到试验体。对该被焊接了的试验体的截面进行观察来测定开裂率，基于该测定结果，评价药芯焊丝的耐低温开裂性。耐低温开裂性的评价如下所述。
·耐低温开裂性：将U型焊接开裂试验中截面开裂未在焊接部产生的试样(截面开裂率为0的试样)设定为合格。
所得的U型焊接开裂试验结果示于表4-1～表4-6。对于扩散性氢小于1.0ml/100g的那些来说，即使在作为非常低温的条件的0℃下不进行预热而实施试验焊接的情况下，U型焊接开裂试验中制得的试验体的全部截面都未截面开裂(未产生截面开裂)，证明了极高的耐低温开裂性。
如表4-1～表4-6的试验结果所示，作为本发明例的药芯焊丝序号A01～A85，其抗拉强度、韧性、熔敷金属氧量、扩散性氢量、耐低温开裂性全部优异，是合格的。
而作为比较例的药芯焊丝序号B01～B44不满足本发明中规定的要件，因此耐低温开裂性以及-40℃夏氏吸收能等不满足合格与否判断基准，均在综合判定上为不合格。
产业上的可利用性
在对780MPa以上的高强度钢进行焊接时，通过使用本发明的药芯焊丝，不需要用于抑制低温开裂的预热作业，或能够显著减少预热作业，因此能够显著提高焊接施工效能，在产业界中的价值极高。
符号说明
1 钢板
2 垫板金属
3 焊接焊道
4 夏氏试验片(V型缺口试验片)
5 A1号拉伸试验片(圆棒)(直径＝12.5mm)

Claims (12)

1.一种药芯焊丝，其特征在于，其是在钢制外皮的内部填充有焊剂而得到的药芯焊丝，在所述焊剂中，
含有CaF2、BaF2、SrF2、MgF2以及LiF之中的一种或两种以上的氟化物，在将其含量的总和设定为α时，所述α以相对于药芯焊丝总质量的质量％计为3.3～6.0％，所述CaF2的含量与所述α之比为0.89以上；
含有Ti氧化物、Si氧化物、Zr氧化物、Mg氧化物以及Al氧化物之中的一种或两种以上的金属氧化物，在将其含量的总和设定为β时，所述β以相对于所述药芯焊丝总质量的质量％计为0.4～1.2％；
含有CaCO3、BaCO3、SrCO3、MgCO3以及Li2CO3之中的一种或两种以上的金属碳酸盐，其含量的总和以相对于所述药芯焊丝总质量的质量％计为0.1～0.5％；
所述焊剂中的铁粉的含量以相对于所述药芯焊丝总质量的质量％计小于10％；
除了所述氟化物、所述金属氧化物以及所述金属碳酸盐以外的化学成分以相对于所述药芯焊丝总质量的质量％计包含C：0.04～0.09％、Si：0.3～1.0％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.001～0.050％、Ni：1.5～3.5％、V：0～0.04％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Cu：0～0.5％、Cr：0～0.5％、Mo：0.3～1.0％、Ti：0～0.30％、Nb：0～0.10％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.50％、REM：0～0.0100％，剩余部分包含铁和杂质；
由下述式a所定义的Ceq为0.60～0.75质量％；
由下述式b所定义的TE为2.9～4.4质量％，
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14 (式a)
TE＝[Mn]/2+[Ni]+3×[Cr] (式b)
其中，带[]的元素表示各元素以质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的药芯焊丝，其特征在于，所述药芯焊丝中的CaO的含量以相对于所述药芯焊丝总质量的质量％计为0.15％以下。
3.根据权利要求1或2所述的药芯焊丝，其特征在于，所述CaF2的含量与所述α之比为0.90以上。
4.根据权利要求1或2所述的药芯焊丝，其特征在于，所述α与所述β之比为3.1～15.0。
5.根据权利要求3所述的药芯焊丝，其特征在于，所述α与所述β之比为3.1～15.0。
6.根据权利要求1或2所述的药芯焊丝，其特征在于，当对使用了所述药芯焊丝的气体保护电弧焊接进行在日本工业标准JIS Z3111-2005中所规定的熔敷金属的拉伸试验时，所述熔敷金属的抗拉强度为780～940MPa。
7.根据权利要求1或2所述的药芯焊丝，其特征在于，所述钢制外皮为无缝形状。
8.根据权利要求1或2所述的药芯焊丝，其特征在于，在所述药芯焊丝的表面上涂布有全氟聚醚油。
9.一种焊接方法，其特征在于，其使用权利要求1～8中任一项所述的药芯焊丝，并且使用纯氩气、纯二氧化碳气体或Ar与3～30体积％的CO2的混合气体作为保护气体来焊接钢材。
10.一种焊接接头的制造方法，其特征在于，钢材的板厚为3～100mm，所述钢材的抗拉强度为780MPa以上，并且通过权利要求9所述的焊接方法进行焊接。
11.一种焊接接头，其特征在于，其具备板厚为3～100mm、抗拉强度为780MPa以上的钢材和焊接金属，并且其是通过权利要求10所述的焊接接头的制造方法制造的。
12.根据权利要求11所述的焊接接头，其特征在于，所述焊接金属的扩散性氢量小于1.0ml/100g，所述焊接金属中的氧量为300～400ppm，所述焊接金属的抗拉强度为780～940MPa，所述焊接金属在-40℃下的夏氏吸收能为86J/cm2以上。
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